镁基合金延展材料及其的制造方法与流程

本申请涉及添加有锰(mn)、锆(zr)、铋(bi)、锡(sn)的4种元素之中的二种以上的室温延性优异的微细晶粒的镁(mg)基合金延展材料以及其的制造方法。更详细而言，涉及一种mg基合金延展材料及其的制造方法，其特征在于，不将前述4种以外的元素作为合金添加元素。

背景技术：

mg合金作为下一代的轻量金属材料而受到关注。然而，mg金属晶体结构为六方晶，因此，底面滑移与以柱面为代表的非底面滑移的临界分切应力(crss)的差在室温附近极大。因此，与铝(al)、铁(fe)等其他金属延展材料料相比，缺乏延性，因此在室温下的塑性变形加工困难。

为了解决这些问题，经常使用基于稀土元素添加的合金化。例如，专利文献1、2中，添加以钇(y)、铈(ce)、镧(la)为首的稀土元素，实现塑性变形能力的改善。这是因为：对于稀土元素，具有使非底面的crss降低，即缩小底面与非底面的crss之差，容易发生非底面的位错滑移运动的作用。然而，由于原材料价格高涨，从经济上的观点出发，谋求代替稀土元素。

另一方面，也指出了：在mg的晶界附近，为了继续变形需要的复杂应力、即晶界相容性应力(粒界コンパティビリティ応力)发生作用，发生非底面滑移(非专利文献1)。因此，提出导入大量的晶界(晶粒微细化)对于延性改善而言是有效的。

专利文献3中公开了：微量地含有作为稀土元素或通用元素的ca、sr、ba、sc、y、la、ce、pr、nd、pm、sm、eu、gd、tb、dy、ho、dr、tm、yb、lu之中的一种元素、晶粒微细化的强度特性优异的微细晶粒mg合金。该合金的高强度化的主要因素是这些溶质元素在晶界偏析。另一方面，对于微细晶粒mg合金，基于晶界相容性应力的作用的非底面的位错滑移运动活性化。

然而，关于具有补充塑性变形的作用的晶界滑移，这些合金中，任意添加元素均具有抑制晶界滑移显现的作用，因此晶界滑移几乎不会对变形起作用。因此，这些合金的室温下的延性与一直以来的mg合金处于同等水平，谋求延性的进一步改善。即，需要探索维持晶界相容性应力发生作用的微细组织结构，且不抑制晶界滑移的显现的溶质元素。

发明人等着眼于仅添加一种溶质元素，专利文献4中公开了含有0.07～2质量％的mn，此外，专利文献5中公开了，即便含有0.11～2质量％的zr代替mn，室温延性也优异。此外，即便将mn、zr替换为bi，含有0.25～9质量％的bi，也表现出室温延性优异，参见专利申请(wo2017/154969)。这些合金的特征在于，平均晶粒尺寸为10μm以下，且断裂伸长率显示为100％左右，作为影响变形的晶界滑移的贡献率指标的m值(＝应变速度敏感性指数)显示为0.1以上。此外，这些合金的特征在于，作为成形性的指标，使用应力降低度，其值显示为0.3以上。然而，从工业的观点出发，需要即便在更快的速度条件、即高速区域，室温延性、成形性也优异。此外，作为部件使用时，在部件的制造中，不仅优选的室温延性、成形优异，而且也要求在形成结构物的材料中不发生快速破坏、对于破坏显示出较大的阻力(＝能量吸收能力)。即，期望不会发生快速破坏、能量吸收能力优异、兼具室温延性和成形性的mg基合金的开发。

通常为了提高相对于金属材料的破坏的阻力(能量吸收能力)，大多数情况下添加多种溶质元素。然而，添加多种元素时，在熔融或热处理、延展加工时，添加元素彼此的结合、或添加元素与母材元素(本申请中为mg)结合，从而形成金属间化合物。这些金属间化合物成为变形中的应力集中位点，成为破坏的起点。因此，在二元系合金中，即便为发挥优异的特性的添加元素，三元系或四元系合金等，通过添加多种元素，从而在二元系合金中显示出的基于添加元素的该效果是否继续发挥作用尚不明确。(此处，二元系合金是指添加有一种元素的合金，且将含有二种、三种元素的合金称为三元系、四元系合金)

例如，作为使mg基二元系合金的非底面位错活性化的元素，如前所述，已知以y为首的稀土元素是有效的。然而，对于含有多种稀土元素的mg-4质量％y-3质量％mm合金：通称we43合金(mm：mischmetal)，被指出在mg母相中形成以稀土元素为主要成分的金属间化合物，这些颗粒分散导致延性的降低。如此，由于添加多种元素导致的影响在事前很难明确知晓。

现有技术文献

专利文献

专利文献1:国际申请wo2013/180122号公报

专利文献2:日本特开2008－214668号公报

专利文献3:日本特开2006－16658号公报

专利文献4:日本特开2016－17183号公报

专利文献5:日本特开2016－89228号公报

专利文献6:国际申请wo2017/154969号公报

非专利文献

非专利文献1:j.koikeetal.，actamater，51(2003)p2055.

技术实现要素：

发明要解决的技术问题

如上所述，期望室温下的塑性变形加工容易，特别是即便在高速区域室温延性、成形性也优异、不会发生快速破坏、能量吸收能力优异的mg基合金，在本申请中以比较廉价地提供这样的mg基合金为课题。

用于解决技术问题的手段

并且，据本发明人等所知，含有mn、zr、bi、sn之中的二种以上的元素的mg基三元系合金或四元系合金与含有mn、zr、bi、sn之中的任一元素的mg基二元系合金相比，在其的机械特性方面，具备同等或比之更好的效果的文献或公开例并不存在。此外，本发明人等认为也完全没有公开关于含有mn、zr、bi、sn之中的二种以上的元素的mg基三元系合金或四元系合金的特性的文献等。

然而，本发明人等通过深入研究，发现通过对添加有mn、zr、bi、sn这4种之中的二种以上元素的mg基合金原材料施加控制了温度和减面比的热加工以及温加工，从而可以提供与以往的合金(例如az31)相比，不会发生快速破坏、相对于破坏显示出较大的阻力(＝能量吸收能力)，具有优异的室温加工性以及变形能力的mg基合金伸展材。在此，延展材料是指由通过轧制、挤出、拉丝、锻造等在热、温或冷温度下赋予塑性应变的加工所制造的板状、管状、棒状、线状等形成的原材料的总称。

具体而言，提供如以下所述的材料。

在本发明的第1方面中，提供一种由mg－amol％x－bmol％z形成，余量为mg和不可避免的杂质的mg基合金伸展材，

在此，x为mn、bi、sn之中的任意一种元素，

z为mn、bi、sn、zr之中的任意一种以上的元素，不与x元素重复，

a的值为0.03mol％以上且1mol％以下，

a与b的关系为a≥b，b的上限值相对于a的上限值为1.0倍以下，b的下限值为0.03mol％以上，并且

前述mg基合金延展材料的平均晶粒尺寸为20μm以下的mg基合金延展材料。在此，通常，对于mg基合金延展材料，将金属材料熔融、铸造，对铸造合金进行固溶处理，并且，在固溶处理后赋予塑性应变来制造。

在本发明的第2方面中，提供一种mg基合金延展材料，其为在上述第1方面中记载的mg基合金延展材料，在前述mg基合金延展材料的金相组织中的mg母相和/或晶界中分散有平均直径为0.5μm以下且由mg、添加元素(除mg以外所添加的金属)构成的金属间化合物颗粒的mg基合金延展材料。在此，金属间化合物颗粒是指由母相元素以及添加元素的化合物或混合物所形成的金属间化合物形成的颗粒。通常金属间化合物是指由2种以上的金属构成的化合物，构成元素的原子比为整数，显示出与成分元素不同的特有的物理·化学性质。颗粒的形状根据各自的组成而成为球状形、针状形、板状形。

在本发明的第3方面中，提供一种mg基合金延展材料，其为在上述第1方面或第2方面中记载的mg基合金延展材料，延展材料的初期应变速度：由1x10^-3s^-1以下的室温拉伸试验得到的应力－应变曲线图中，将最大负载应力定义为(σmax)并且将断裂时应力定义为(σbk)时的式(σmax－σbk)/σmax的值为0.2以上。这样的合金的应力降低程度(σmax－σbk)/σmax的值为0.2以上，因此，室温延性与以往的合金(例如az31)相比优异。

在本发明的第4方面中，提供一种mg基合金延展材料，其为上述第1方面～第3方面中任一项记载的mg基合金延展材料，延展材料的初期应变速度：即便通过1x10^-3s^-1以下的室温拉伸或压缩试验，赋予0.2以上的公称应变也不发生断裂。试验为拉伸或压缩试验中的任意者。这样的合金即便赋予0.2以上的公称应变也不发生断裂，因此，室温延性与以往的合金(例如az31)相比优异，不发生快速破坏。

在本发明的第5方面中，提供一种mg基合金延展材料，其为上述第1方面～第4方面中任一项记载的mg基合金延展材料，延展材料的初期应变速度：在由1x10^-3s^-1以上的室温压缩试验得到的应力－应变曲线图中，由公称应力与公称应变曲线所包围的面积表示200kj以上。这样的合金は，由公称应力与公称应变曲线所包围的面积为200kj以上，因此，与以往的合金(例如az31)相比，相对于破坏具有较大阻力。

在本发明的第6方面中，提供一种mg基合金延展材料的制造方法，其为制造上述第1方面～第5方面中任一项记载的mg基合金延展材料的方法，将经过熔融、铸造步骤的mg基合金铸造材在400℃以上且650℃以下的温度下进行0.5小时以上且48小时以下的固溶处理，然后，作为塑性应变的赋予，在50℃以上且550℃以下的温度下实施截面减少率70％以上的热塑性加工。其中，截面减少率为在锻造等塑性加工中所使用的用语，能够定义为截面减少率＝(原材料截面积－加工后截面积)/原材料截面积×100％。此外，例如，作为热塑性加工的例子可以列举出将金属加热到再结晶温度以上，制成板、棒、型钢等的加工法，但不限于它们。在这样的板、棒、型钢的与延展加工方向大致垂直的截面中，相当于从加工前的原材料的截面积减去加工后的成形品的截面积的值相对于加工前的原材料的截面积的比例。用这样的加工方法可以连续地生产轨道等长尺寸材。此外，也提供mg基合金延展材料的制造方法，所述mg基合金延展材料的制造方法包括：对如下的mg基合金进行熔融，铸造，制造mg基合金铸造材的步骤；将前述mg基合金铸造材在400℃以上且650℃以下的温度下进行0.5小时以上且48小时以下的固溶处理，制造固溶处理mg基合的步骤；和对于前述固溶处理mg基合，在50℃以上且550℃以下的温度下实施截面减少率70％以上的热塑性加工的塑性应变赋予步骤，所述mg基合金为由mg－amol％x－bmol％z形成，余量为mg与不可避免的杂质的mg基合金，其中，x为mn、bi、sn之中的任意一种元素，z为mn、bi、sn、zr之中的任意一种以上的元素，与x元素不重复，a的值为0.03mol％以上且1mol％以下，a与b的关系为a≥b，b的上限值相对于a的上限值为1.0倍以下，b的下限值为0.03mol％以上。此外，如上所述，若规定a及b、以及x及z，则能够制造具备各种特性的mg基合金延展材料。

在本申请的第7方面中，提供一种mg基合金延展材料的制造方法，其为上述第6方面中记载的mg基合金延展材料的制造方法，塑性应变赋予方法为挤出加工、锻造加工、轧制加工、拉丝加工之中的任意加工法。

附图说明

图1为mg－3al－1zn合金挤出材的由室温拉伸试验得到的公称应力－公称应变曲线。

图2为mg－3al－1zn合金挤出材的由室温压缩试验得到的公称应力－公称应变曲线。

图3为实施例的mg基合金挤出材的由室温拉伸试验得到的公称应力－公称应变曲线。

图4为实施例：mg－mn－zr合金挤出材的由室温压缩试验得到的公称应力－公称应变曲线。

图5为实施例：mg－mn－zr合金挤出材的由电子背散射衍射法取得的微观组织图。

图6为实施例的mg基合金延展材料的由透射电子显微镜观察取得的微观组织图。

图7为mg－3al－1zn合金挤出材的由光学显微镜观察取得的微观组织图。

具体实施方式

在本申请的实施例中，mg基合金原材料由mg－amol％x－bmol％z形成，选择x＝mn、bi、sn之中的任意一种元素，z＝mn、bi、sn、zr之中的任意一种以上的元素。即，x为mn的情况下，z为bi、sn、z之中的任意一种以上的元素。x为sn的情况下，z为bi、mn、zr之中的任意一种以上的元素。此外，x为bi的情况下，z为mn、sn、zr之中的任意一种以上的元素。a与b的关系为a≥b，a的值优选为1mol％以下，更优选为0.5mol％以下，更进一步优选为0.3mol％以下。a的下限值为0.03mol％以上。b的上限值相对于a的上限值优选为1.0倍以下，更优选为0.9倍以下，进一步优选为0.8倍以下。b的下限值为0.03mol％以上。

在此，0.03mol％是确定不可避免的杂质与添加元素的界限的值。这是因为作为mg基合金原材料的原料，使用再利用mg基合金的情况下，具有预先包含各种合金元素的可能性，因此用作mg基合金原材料的原料的情况下，排除通常含有的含量。不可避免的杂质中所含的元素中具有例如fe(铁)，si(硅元素)、cu(铜)、ni(镍)。

需要说明的是，在本申请的实施例中，mg基合金原材料可以作为能够表示为mg－amn－bbi－csn－dzr(a、b、c、d分别为mol％)、满足以下的任意条件的物质来对待。需要说明的是，a、b、c、d分别为0以上。

(1)条件1(a相当于a。b+c+d相当于b。)

1≥a≥b+c+d≥0.03，

(2)条件2(b相当于a。a+c+d相当于b。)

1≥b≥a+c+d≥0.03，或

(3)条件3(c相当于a。a+b+d相当于b。)

1≥c≥a+b+d≥0.03。

热加工后的mg母相即晶粒的平均晶粒尺寸优选为20μm以下。更优选为10μm以下，进一步优选为5μm以下。晶粒尺寸的测定期望使用利用截面的光学显微镜观察，基于jis规格的切片法(g0551：2013)(在图7中示出显微镜视野中的晶粒以及晶界的可视觉观察的概念图)。晶粒尺寸为微细的情况、晶界不明显的情况下，切片法的使用困难，因此，即便使用利用透射电子显微镜而得到的明视野图像、暗视野图像、或电子背散射衍射像进行测定也没有关系。其中，晶粒尺寸比20μm更粗大的情况，在晶界附近产生的晶界相容性应力不会对晶粒内全部区域产生影响。即，非底面位错滑移难以在晶粒内全部区域中活动，不能期待延性的提高。自然，平均晶粒尺寸若为20μm以下，则即便在mg晶粒内以及晶界分散0.5μm以下的金属间化合物也没有关系。此外，若能够将平均晶粒尺寸维持在20μm以下，则在热加工后，即便进行消除应力退火等热处理也没有关系。需要说明的是，在晶界添加元素可以偏析也可以不偏析。

接下来，说明为了得到微观组织的制造方法。将进行了熔炼的mg基合金铸造材在400℃以上且650℃以下的温度下进行固溶处理。其中，固溶处理温度小于400℃时，为了使添加的溶质元素均质地固溶需要长时间的保持温度，从工业的观点出发不优选。另一方面，若超过650℃，则为固相温度以上，因此开始局部熔融，在操作上是危险的。此外，固溶处理时间优选0.5小时以上且48小时以下。在小于0.5时间的情况下，溶质元素不会充分地在母相内的全部区域中扩散，因此铸造时的偏析残存，不能创制健全的原材料。在超过48时间的情况下，操作时间变长，因此从工业的观点出发不优选。自然，铸造法若为重力铸造、砂型铸造、压模铸造、连续铸造等能够制作本申请的mg基合金铸造材的手法,则能够采用任意方法。

固溶处理后，进行热应变的赋予。热加工的温度优选50℃以上且550℃以下，更优选为75℃以上且525℃以下，进一步优选100℃以上且500℃以下。加工温度小于50℃时，大量产生成为裂纹、龟裂的起点的变形双晶，因此不能制作健全的延展材料。在加工温度超过550℃的情况下，在加工中发生再结晶化、阻碍晶粒微细化，进而，成为挤出加工的模具寿命降低的原因。

对于热加工时的应变赋予，总截面减少率设为70％以上，优选设为80％以上，更优选设为90％以上。在总截面减少率小于70％的情况下，应变赋予不充分，因此不能进行晶粒尺寸的微细化。此外，认为形成微细粒与粗大粒混合存在的组织。这样的情况，粗大粒成为破坏的起点，因此室温延性降低。热加工方法以挤出、锻造、轧制、拉丝等为代表，但若为可以赋予应变的塑性加工法则也可以采用任意加工法。其中，未实行热加工，仅对铸造材进行固溶处理，mg母相的晶粒尺寸容易变得粗大，不能说是优选的。

对于评价室温下的mg基合金延展材料的延性、成形性的指标即应力降低程度和相对于破坏的阻力(定义为f)进行说明。两指标可以分别由室温拉伸试验与压缩试验所取得的公称应力和公称应变曲线而算出。需要说明的是，由于速度的高速化重要，因此，为基于拉伸试验、压缩试验由1x10^-3s^-1以上的初期应变速度得到的公称应力与公称应变曲线。

图1与图2中表示利用激光商业用镁合金(mg-3质量％al-1质量％zn：通称az31)挤出材由室温拉伸与压缩试验得到的公称应力和公称应变曲线。在图1中示出的拉伸试验时的应力－应变曲线中，屈服后，显示出轻微的加工硬化之后，公称应变达到0.2左右时，发生断裂。另一方面，在图2中示出的压缩试验时的应力－应变曲线中，屈服后，显示出较大的加工硬化，但在公称应变为0.2左右发生断裂。可知，在拉伸试验以及压缩试验中，在以往的mg基合金的情况下均在变形的早期发生断裂。

应力降低程度可以通过式1而求出，应力降低程度的值优选为0.2以上，更优选为0.25以上。

需要说明的是，σmax为最大负载应力、σbk为断裂时应力，在图1中示出该例。

其次，相对于破坏的阻力：f相当于由图2中示出的室温压缩试验得到的公称应力与公称应变曲线所围绕的面积，面积越大，相对于破坏的阻力(＝能量吸收能力)越大(图中斜线部)。该阻力：f也同样地可以根据室温拉伸试验得到的公称应力与公称应变曲线，以由公称应力和公称应变曲线所包围的面积的形式求出。f受到应变速度的影响，存在随着试验速度的高速化而增加的倾向。因此，f的值在初期应变速度为1x10^-3s^-1的条件下求出，优选为200kj以上，更优选为250kj以上，更进一步优选为300kj以上。需要说明的是，拉伸试验中也得到与压缩试验同样的公称应力与公称应变曲线(图1)，但mg以及mg基合金的情况下，在压缩试验的情况下，在轻微的公称应变下发生破坏，因此可以利用拉伸试验严格地评价相对于破坏的阻力。

实施例

将市售的纯mn(99.9质量％)和市售的纯mg(99.98质量％)使用铁制坩埚制成mg－mn母合金。同样地使用市售的纯zr和市售的纯mg制作mg－zr母合金。使用各个母合金，调整为目标含量成为0.1mol％mn－0.1mol％zr，使用铁制坩埚，熔炼mg－mn－zr合金铸造材。需要说明的是，在ar环境下，熔融温度设为700℃、熔融保持时间设为5分钟，使用直径50mm、高度200mm的铁制铸模进行铸造。之后，在500℃、8小时下对铸造材进行固溶处理。

将固溶处理后的铸造材通过机械加工加工为直径40mm、长度60mm的圆柱挤出坯料。将加工后的坯料在设定为165℃的容器内保持30分钟之后，以挤出比25：1(＝减面率：94％)进行基于挤出的热应变赋予加工，制作直径8mm且长度500mm以上形状的挤出材。(以下，称为挤出材。)

作为添加元素使用mn、zr的情况下使用前述的各母合金，在添加bi、sn的情况下，使用市售的纯bi、纯sn，调整为目标组成，用铁制坩埚对各种铸造材进行熔炼。之后，容体化处理条件(温度和时间)、圆柱挤出坯料尺寸，挤出加工时的挤出比和保持时间以与前述相同的条件制作各种挤出材。需要说明的是，挤出温度如表1所示。

各种挤出材的微观组织利用光学显微镜拍摄，mg母相的平均晶粒尺寸利用切片法而求出，如表1所示。在任意挤出材中平均晶粒尺寸均为5μm以下。需要说明的是，使用电子背散射衍射法而取得的微观组织如图5所示。在同一图中，由相同的对比度构成的图样为一个晶粒、即mg母相，可以确认由5μm以下形成。此外，在图6中示出使用透射电子显微镜而观察到的微观组织图样。由黑色的对比度形成的集合体为金属间化合物。可以确认存在直径100～200nm尺寸的金属间化合物。

对于从mg基合金挤出材采取的试验片，在初期应变速度1x10^-3s^-1下进行室温拉伸试验。所有的拉伸试验使用由平行部长度10mm、平行部直径2.5mm形成的圆棒试验片。试验片从相对于挤出方向为平行的方向采取。图3中示出由实施例2的室温拉伸试验得到的公称应力-公称应变曲线。mg-0.3bi-0.1zr合金挤出材中可以确认拉伸断裂应变超过1.0，显示出优异的延性。其中，将拉伸试验时的公称应力急剧(在各测定中为20％)降低的情况定义为“断裂”，将此时的公称应变作为拉伸断裂应变：et总结示出于表1。可知任意挤出材的拉伸断裂应变超过0.30，显示出优异的拉伸延性。

(表1)

t：挤出温度ec：压缩断裂应变

d：平均晶体尺寸et：拉伸断裂应变

f：相对于破坏的吸收能量热处理：200度-1小时

在图3中示出的拉伸试验时的mg基合金挤出材的公称应力与公称应变曲线中，可知达到最大负载应力之后，显示出较大的应力降低程度。例如，mg－0.3bi－0.1zr合金挤出材的情况，(σmax－σbk)/σmax的值显示为0.75，因此表示本申请合金的塑性变形极限大，成形性优异。根据表1，可知任意挤出材的(σmax－σbk)/σmax的值均为大于商业用镁合金：az31的值，显示出优异的成形性。

对于从mg基合金挤出材采取的试验片，在初期应变速度为1x10^-2与1x10^-3s^-1下进行室温压缩试验。试验片使用由高度8mm、直径4mm形成的圆柱试验片。试验片从相对于挤出方向为平行的方向采取。图4中示出使用实施例2，由室温压缩试验得到的公称应力－公称应变曲线。可知压缩试验时的公称应变即便达到0.5，也不会发生如图2所示那样的应力降低而继续变形。此外，由图内斜线部示出的区域相当于相对于破坏的阻力，求出为403kj。可知压缩试验时的初期应变速度进一步增大一位数时，由应力与应变所围成的面积增大。表1中示出在初期应变速度：1x10^-3s^-1下得到的f。可以确认任意的挤出材均显示出优异的相对于破坏的阻力。此外，将压缩试验时的公称应力急剧(在各测定中为20％)降低的情况定义为“断裂”，将此时的公称应变作为压缩断裂应变：ec总结于表1中。需要说明的是，关于0.5以上的记载暗示即便对赋予0.50的压缩公称应变也不会引起断裂，具有优异的压缩变形能力。

在此，记载带槽轧辊加工的步骤顺序。利用机械加工将固溶处理后的各种铸造材加工成直径40mm、长度80mm的圆柱轧制坯料。将加工后的坯料在设定为400℃的电炉内保持30分钟以上。之后，辊温度为室温，将基于1次轧制的截面减少率设为18％，以总截面减少率为92％的方式，反复实施轧制(以下，称为带槽轧辊材)。

表1中总结带槽轧辊材的各室温特性。即便延展加工方法为带槽轧辊法，也可以确认与商业用镁合金：az31相比，显示出优异的值。需要说明的是，从相对于轧制方向为平行的方向采取拉伸试验片以及压缩试验片，试验条件与所述挤出材相同。

此外，对涉及相对于破坏的阻力以及应力降低程度的晶粒尺寸的影响进行调查。将各种mg基合金挤出材在设定为200度的马弗炉中保持1小时。之后，与上述同一顺序，使用相同形状的试验片，实施室温拉伸试验以及压缩试验。表1中示出所得的结果。通过热处理使平均晶粒尺寸粗大化，但可以确认与商业用镁合金：az31相比，显示出优异的值。

比较例

使用商业用镁合金(mg－3质量％al－1质量％zn：通称az31)挤出材进行室温拉伸与压缩试验。均为与所述的实施例相同的试验片尺寸、试验条件。通过拉伸试验、压缩试验所得到的断裂伸长率、应力降低程度、f的值等总结于表1。此外，将利用光学显微镜而取得的微观组织图样示出于图7。用黑色的线所表示的为晶界，由黑线包围的区域相当于一个晶粒。

需要说明的是，本申请的实施例中，通过一次塑性应变的赋予方法实现内部组织的微细化，但截面减少率小于规定的值时，也可以进行多次塑性应变的赋予。

产业上的利用可能性

本申请的mg基合金显示出优异的室温延性，因此富于二次加工性，容易成形为以板形状为首的复杂形状。特别是对于拉伸成形、深拉成形等具有极其优异的特性。此外，显现晶界滑移，因此内部摩擦特性优异，考虑适应于以振动、噪音为课题的部位。进而，通用元素的微量添加和不使用稀土元素，因此与以往的添加有稀土的mg合金相比，可以降低原材料的价格。

符号说明：

σmax最大负载应力

σbk断裂时应力

f相对于破坏的阻力(＝能量吸收能力)。